錘鍛模具失效分析

1、錘鍛模具失效案例分析 -材料11101班第四組工作特點工作條件失效形式提高措施案例分析1、坯料溫度高 在高溫下變形和成型。溫度高。模具極易軟化，產(chǎn)生塑性變形。2、沖擊力大 易引起應(yīng)力集中，而造成塑性變形和斷裂3、摩擦劇烈4、急冷急熱 循環(huán)熱應(yīng)力，是模具出現(xiàn)疲勞磨損和疲勞斷裂錘鍛模是在模鍛錘上使用的熱成形模具，它在成形過程中的機械負(fù)荷主要是沖擊力和摩擦作用，熱負(fù)荷主要是交替受熱和冷卻。錘鍛模承受機械負(fù)荷和熱負(fù)荷較重的部分是型腔，其基本失效形式是型腔部分的模壁斷裂模壁斷裂，型腔表面熱疲勞、塑性變形、磨損型腔表面熱疲勞、塑性變形、磨損等。錘鍛模具的燕尾部分產(chǎn)生沖擊負(fù)荷且有應(yīng)力集中，因而燕尾開裂燕尾開

2、裂是常見的基本失效形式。影響因素：鍛件、鍛模、模鍛工藝、設(shè)備1、合理選擇模具材料2、合理選擇模具硬度3、進(jìn)行表面強化4、正確使用與維護(hù)4Cr2MoVNi鋼汽車前橋錘鍛模失效分析連接臂熱鍛模失效分析半軸傘齒輪精鍛模失效分析錘鍛模起重孔裂紋分析案例一4Cr2MoVNi鋼汽車前橋錘鍛模失效分析本案例分析的失效模具為前橋終鍛模具，外形尺寸為2 000 mm x 486 mm x 340 mm,其加工工藝為下料下料鍛造鍛造退火退火粗加工粗加工超聲探超聲探傷傷熱處理熱處理模腔成型模腔成型。熱處理工藝為680 x2h+920 x9h油冷淬火，540 x12h+500 x8h回火。技術(shù)要求模具硬度為3844

3、HRC，設(shè)計壽命為 50 000件，但該模具僅鍛制前橋毛坯7200件即發(fā)生破裂。上下模塊疊放在一起，其中上模塊的一角破裂斷口宏觀形貌如圖,斷面上有明顯的人字形放射條紋,箭頭所指位置為人字形條紋匯集處,此處位于模具型腔的一凹槽內(nèi),凹槽附近斷口在存放過程中生銹。將破裂下來的一部分模塊斷口清洗除銹，斷口形貌見圖?？梢姺派錀l紋收斂于圖中箭頭所指的三角形深色區(qū)，此處斷面已氧化成黑色，氧化物較難清除。同時三角形斷面處可見宏觀疲勞擴(kuò)展的痕跡。模具型腔的凹槽部位的表面形貌特征如圖所示，凹槽表面一側(cè)粗糙，存在熱疲勞裂紋溝槽，但靠近裂紋源一側(cè)表面較光滑，兩者之間有一波浪形的裂縫。掃描電鏡觀察發(fā)現(xiàn)，裂紋源區(qū)(三角形

4、深色區(qū))有疲勞擴(kuò)展的痕跡(圖5)，裂紋快速斷裂區(qū)的形貌為解理+少量撕裂棱+二次裂紋，局部有沿晶開裂現(xiàn)象(圖6)。 在斷口附近沿縱向取樣，制成夏比U型缺口試樣(10mm x10 mm x55mm), 4件試樣的室溫沖擊功A kU平均值為23 ,沖擊斷口的宏觀形貌為脆性斷口，未見明顯的塑性變形，為解理斷裂，并存在大量的二次裂紋及少量的沿晶界開裂現(xiàn)象，其形貌與模具快速斷裂區(qū)形貌類似。在裂紋源處截取金相試樣觀察，侵蝕后表層顯微組織為鐵素體鐵素體+ +少量珠光體少量珠光體，柱狀晶粒和等軸晶粒交替存在(圖8 a)，硬度僅為220 HV;次表層組織為馬氏體，硬度為489 HV。表層組織與馬氏體層間有肉眼可見

5、的孔洞，馬氏體層內(nèi)有多條橫向和縱向的沿晶界擴(kuò)展的裂紋(圖8b)。基體組織為回火屈氏體，硬度為40. 7 H RC。由此可以判定，型腔凹槽經(jīng)過堆焊修補處理，焊條為低碳鋼焊條。裂紋源區(qū)處于焊接部位并存在未焊透形成的孔洞和焊接冷裂紋。back 圖( a)所示的模具基體的顯微組織為粗大的保持馬氏體位向的回火屈氏體，按JB /T8420-1996熱作模具鋼顯微組織評級評定為5級，模具晶粒粗大，晶粒度級別為5級，見圖( b) 。 從檢驗結(jié)果可以看出，雖然模具硬度合格，但模具組織粗大，晶粒度級別大于標(biāo)準(zhǔn)要求的范圍，粗大的組織和晶粒度導(dǎo)致模具的韌性下降。沖擊試驗的結(jié)果說明，模具韌性只有正常模具的1/4脆性極大

6、。同時，型腔凹槽處的堆焊也存在問題。該模具型腔凹槽處只是堆焊了一層低碳鋼，與基體硬度相差甚大，同時焊接時焊縫附近基體溫度升至相變溫度以上，發(fā)生了馬氏體相變，由于相變應(yīng)力的存在，在堆焊處產(chǎn)生焊接冷裂紋。這些裂紋和未焊透形成的孔洞等缺陷直接導(dǎo)致此處成為裂紋源。模具工作時，以該處為起點，產(chǎn)生脆性斷裂，導(dǎo)致模具早期破裂。模具材料符合4Cr2MoVN i鋼的成分要求。模具型腔堆焊層內(nèi)的焊接缺陷對模具的早期斷裂起了促進(jìn)作用。組織粗大，晶粒粗大，模具韌性不足是導(dǎo)致模具斷裂的主要原因。在生產(chǎn)過程中應(yīng)嚴(yán)格控制模具的熱處理工藝。淬火加熱規(guī)范決定了奧氏體的實際晶粒度，從而對馬氏體的形態(tài)及回火后的性能有顯著影響，因而

7、要控制淬火加熱溫度，細(xì)化晶粒以提高模具的強度和韌性。另外在修補模具時，為保證堆焊層的硬度及較高的耐冷熱疲勞性能，應(yīng)選用與模具材料相近的堆焊焊條，焊后應(yīng)進(jìn)行熱處理以消除焊接應(yīng)力，防止產(chǎn)生裂紋。BACK案例二連接臂熱鍛模失效分析 模具采用5 Cr1MnMo及HM1鋼制造。其加工工藝路線為:開坯開坯鍛造鍛造退火退火機加工機加工淬、淬、回火回火。5CrMnMo鋼鍛模最終失效形式為沖刷磨損溝槽、局部壓塌和較嚴(yán)重的熱疲勞龜裂。HM1鋼鍛模壽命比SCrMnIVso的還低，僅達(dá)1800件左右，其失效形式為斷裂。在取試樣前，進(jìn)行洛氏硬度測量。5CrMnMo鋼鍛模硬度為HRC38。HM1鋼鍛模硬度為HRC54。對

8、HM1模具斷一面進(jìn)行宏觀斷口觀察，斷面上明顯可見間距較大的疲勞條紋，仔細(xì)觀察可見疲勞源位于型槽底部拐角處。5CrMnMo模具存在嚴(yán)重的熱疲勞裂紋，最深為0.9mm。兩種鋼材的模具都有較深的底角裂紋，尤以HM1為甚，深達(dá)7.5 mm，裂紋前端細(xì)而尖，以沿晶方式擴(kuò)展。5CrMnMo的底角裂紋深2mm，裂紋前端粗而純。粗而純的裂紋前端，說明裂紋擴(kuò)展需要較大的塑性變形功，即裂紋擴(kuò)展抗力較高。 以上結(jié)果表明，在前述硬度條件下，HM1模對應(yīng)力集中較5CrMnMo模敏感及裂紋擴(kuò)展抗力較低，因此有較深的底角裂紋。底角裂紋為模具斷裂的裂紋源。間距較大的疲勞條紋說明了裂紋擴(kuò)展速率較大。 鍛模與熱坯料在加壓狀態(tài)下接

9、觸，其熱傳導(dǎo)系數(shù)為非加壓接觸條件下的16倍，因此型腔表面溫度較高，形成熱影響區(qū)，使表面產(chǎn)生回火軟化和強度性能指標(biāo)明顯下降。將截取的試樣分別在不同溫度 (500, 600, 650, 700, 750)下進(jìn)行2.5小時回火。回火后測出硬度平均值，繪出硬度與回火溫度關(guān)系曲線。曲線表明HM1鋼的抗回火能力較5C rMnMo高。用測量顯微鏡硬度的方法來確定熱影響區(qū)。在圖8所示部位1與部位2的A方向打顯微硬度，所得硬度分別如圖9、圖10所示。GO1GO2 實驗結(jié)果表明:5CrMnMo鋼鍛模棱角部位(部位1)熱影響區(qū)最大范圍達(dá)4mm。表層0.12mm以內(nèi)發(fā)現(xiàn)一較高硬度區(qū)域，是由于該部位受熱部分奧氏體化，隨

10、后鍛件脫模后水冷時，該部位又部分形成馬氏體組織，并且受模塊內(nèi)部余熱自行回火得到回火馬氏體，所以得到了高硬度層。此外，由于轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體而伴隨的體積增加，又使得熱疲勞條件下應(yīng)力增加，加快了熱疲勞裂紋的蔭生與擴(kuò)展。宏觀分析也表明該區(qū)域的熱疲勞裂紋較其它區(qū)域嚴(yán)重。 在圖8所示A方向，觀察從表面到心部的顯微組織情況，并隔一定距離拍攝金相照片。5CrMnMo表面硬化區(qū)(在0.15mm以內(nèi))呈深黑色，組織為回火馬氏體加回火屈氏體。距表面0.2mm處組織為較多的回火索氏體加較少的回火屈氏體和少量的回火馬氏體。距表面1.0mm處的組織為回火馬氏體加回火屈氏體。距表面4.0mm處的組織為回火屈氏體加少量回火馬氏體

11、和下貝氏體。心部的組織為下貝氏體加少量上貝氏體和少量回火屈氏體。 由于5CrMnMo鋼鍛模的主要失效形式為磨損，因此下貝氏體對鍛模失效影響不大。金相組織的組成與硬度梯度曲線是相吻合的。HM1材料各部位的組織差異不是太大，都為回火馬氏體加回火屈氏體和回火索氏體。組織中存在有鏈狀碳化物。這種鏈條狀的碳化物成為模具的疲勞源，使低周疲勞裂紋過早產(chǎn)生而造成模具的早期破裂。采取表面處理工藝提高冶金、鍛造質(zhì)量和改進(jìn)熱處理工藝 提高冶金和鍛造質(zhì)量，減少縱橫向差值;在退火之前增加一道正火工藝，以盡量消除鏈狀碳化物的影響;降低硬度。選用合適的潤滑劑 文獻(xiàn)介紹，與機油加二硫化鉬及機油石墨相比，采用水劑石墨潤劑可提高

12、模具壽命50%100%。BACK案例三半軸傘齒輪精鍛模失效分析 半軸傘齒輪精鍛模用3Cr2W8V鋼制造，其外形尺寸見圖1。模具的制造工藝流程是:下料鍛造退火粗車成形淬火及回火精車成形電火花加工入庫。 850井式爐滴乙醇保護(hù)預(yù)熱2h, 10501100鹽爐加熱20min,淬油冷卻到150左右后轉(zhuǎn)510硝鹽爐回火，回火2次，每次2h，回火后空冷。最終硬度是HRC 4549。鍛坯為50 x 92mm熱軋圓鋼，重量1.4hg，經(jīng)滾筒清理氧化皮后，中頻感應(yīng)加熱，一火兩鍛成形，始鍛溫度11501200，終鍛溫度850-v9009C o模具工作之前用紅鐵預(yù)熱，服役過程中噴水基石墨冷卻潤滑。模具有3種失效形式

13、:齒型大頭塌陷、齒型頂部開裂和齒型大失環(huán)裂。模具的主要失效形式是齒型大頭塌陷，占抽樣模具總數(shù)的77.3%，其次是齒型預(yù)部開裂，比例是18.2%。失效形式主要表現(xiàn)為的高度下降，尖角變圓，并在端面上局部凸起形成“倒錐度”將該模具的一個齒型的大頭在距端面5mm處切下，再縱剖為兩半，進(jìn)行微觀分析，剖面的形狀以及顯微硬度和金相拍照的位置見圖。表層在服役過程中已發(fā)生軟化，軟化層深度約4 mm。下圖是齒型大頭表層及心部的電子金相組織，分別是高溫回火索氏體(HRC26.5)和回火屈氏體+回火索氏體(HRC45.5 )。由此可見，表層硬度下降的原因是過回火。 如圖是齒型大頭端面局部凸起的掃描電鏡照片，塑性流變的

14、痕跡清晰可見，流線方向與熾熱金屬流動的方向基本一致。經(jīng)測定，凸起處硬度為HRC26.0，組織是高溫回火索氏體。 由以上檢驗結(jié)果我們認(rèn)為，齒型大頭表層在服役過程中工作溫度曾超過模具的回火溫度，但尚未達(dá)到模具鋼的Ac1相變點，所以只有過回火軟化層而無二次淬火硬化層。從硬度和組織的變化可以估計，齒型大頭的局部工作溫度曾高達(dá)650700。齒型頂部開裂的機制是熱疲勞。在成形過程中，由于模膛與熾熱坯料直接接觸并劇烈摩擦，齒型表層溫度一迅速升高，在內(nèi)約束的作用下，產(chǎn)生很大的壓縮熱應(yīng)力。而脫模后情況相反，由于噴水基石墨，模膛溫度度迅邃下降，在齒型表層出現(xiàn)拉伸熱應(yīng)力。于是，每打擊一次，齒型就經(jīng)受一個熱應(yīng)力循環(huán)。

15、當(dāng)局部交變熱應(yīng)力的水平達(dá)到或超過材料的屈服極限時，便引起周期性的塑性變形，逐漸造成損傷積累，最終導(dǎo)致熱疲勞裂紋萌生與擴(kuò)展。既然齒型頂部開裂的機制是熱疲勞，那么防止或推遲產(chǎn)生這種失效的主要途經(jīng)應(yīng)當(dāng)（1）減小齒型頂部承受的交變熱應(yīng)力。（2）提高模具材料的熱疲勞抗力。 具體對策有:（1）改進(jìn)情鍛工藝，如適當(dāng)降低始鍛溫度，改善模具的預(yù)熱和冷卻等，以減小交變熱應(yīng)力。（2）改進(jìn)模具熱處理工藝，適當(dāng)提高淬火加熱溫度，以增大模具鋼的熱疲勞抗力。BACK案例四錘鍛模起重孔裂紋分析錘鍛模的燕尾裂紋和起重孔裂紋是影響鍛模使用壽命的重要因素之一。起重孔裂紋常常會與擴(kuò)展的燕尾根部裂紋連在一起，使得燕尾根部的截面強度極大削弱，從而發(fā)生燕尾與模體突然分離的緞模失效現(xiàn)象。因此，起重孔裂紋對鍛模的使用非常不利，所引起的經(jīng)濟(jì)損失也相當(dāng)大。 起重孔裂紋一般萌生于孔的左右兩側(cè)，沿水平方向或稍偏斜向燕尾根部圓角的方向擴(kuò)展，這種方向的裂紋會與燕尾根部裂紋匯合。1、鍛模起重孔上下方向的裂紋表明該處的拉應(yīng)力超過材料強度極限，2、錘頭上的燕尾槽變形表明燕尾表面壓力高于錘頭材料強度極限。1、過盈圓棒擂人法 采用小過盈回棒插入起重孔內(nèi)，可以使起重孔在錘擊過程中